JPH11189840A

JPH11189840A - 耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH11189840A
Application number: JP35853297A
Authority: JP
Inventors: Tomoaki Ikeda; 友彰池田; Akio Yamamoto; 昭夫山本; Mitsuru Miura; 充三浦; Masahiko Hamada; 昌彦濱田; Tomoya Fujiwara; 知哉藤原
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-12-25
Filing date: 1997-12-25
Publication date: 1999-07-13
Anticipated expiration: 2017-12-25
Also published as: JP3344305B2

Abstract

(57)【要約】【課題】連続鋳造スラブを素材とする900Mpaを超える強
度を有しながら耐HIC性にも優れるラインパイプ用高強
度鋼板、およびその製造方法を提供する。【解決手段】(1)Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.50
％、Mn：0.80〜1.40％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.002％
以下、Mo：0.60％を超えて1.50％まで、Ti：0.005〜0.0
30％、Ｂ：0.0005〜0.0020％、Ｎ：0.006％以下、Cu：
0.50％以下、Ni：1.50％以下、Cr：0.60％以下、Nb：0.
10％以下、Ｖ：0.10％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.00
50％以下、残部Feと不純物からなり、Ceqが0.42〜0.58
％である鋼板。 (2)上記(1)の化学組成を持つ連続鋳造スラブを1000〜12
00℃に加熱した後、表面温度が700〜800℃の範囲で仕上
げ圧延し、圧延終了後直ちに鋼板の冷却速度が５〜30℃
／secとなるように、650℃以上の温度域から400℃以下
まで水冷する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、引張り強度が90
0Mpa以上というような高強度の鋼板であって、耐水素誘
起割れ性に優れたラインパイプ用鋼板、およびその製造
方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、ラインパイプについては、高強度
であることと共に耐腐食性に優れることが要求されるこ
とが多い。これは油田等から産出される天然ガス中に硫
化水素（H₂S）等の腐食性ガスを多量に含まれることが
あるため、その輸送に使用されるラインパイプにはこれ
らのガスに対する耐食性が要求されるからである。

【０００３】しかしながら、一般に、鋼材を高強度化す
るために合金成分の添加量を増やすと炭素等量（Ceq.）
および溶接割れ感受性（Pcm）が上昇し、溶接熱影響部
の靭性劣化や低温割れが生じるだけでなく、腐食性ガス
中にさらされた場合には水素誘起割れ（以下「HIC」と
略記する）が発生する。このHICは、鋼材の強度が高く
なるほど発生しやすくなる。

【０００４】また、HICは鋼材の成分偏析にも影響さ
れ、特に連続鋳造鋳片（ＣＣスラブ）から製造した鋼板
では中心偏析に起因する水素誘起割れが問題視され、そ
の防止対策が種々提案されている。しかし、引張り強度
が900Mpa以上というような高強度鋼においてHICの発生
を抑制するような技術は未だ知られていない。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、連続鋳造ス
ラブを素材としながら、900Mpa以上の引張強度を有し、
しかも良好な耐食性、特に耐HIC性をも備えたラインパ
イプ用高強度鋼板、およびその製造方法を提供すること
を目的としてなされたものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は、下記(1)の高
強度鋼板および下記(2)のその製造方法を要旨とする。

【０００７】(1) 重量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：
0.05〜0.50％、Mn：0.80〜1.40％、Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.002％以下、Mo：0.60％を超えて1.50％まで、T
i：0.005〜0.030％、Ｂ：0.0005〜0.0020％、Ｎ：0.006
％以下、Cu：0.50％以下、Ni：1.50％以下、Cr：0.60％
以下、Nb：0.10％以下、Ｖ：0.10％以下、Al：0.10％以
下、Ca：0.0050％以下、残部Feおよび不可避的不純物か
らなり、Ceqが0.42〜0.58％である耐水素誘起割れ性に
優れたラインパイプ用高強度鋼板。

【０００８】上記の成分の中で、ＰとＳおよびＮは不純
物であって、できるだけ少ない方が望ましい。また、Cu
ＢからCaまでの成分は、必須成分ではないが、必要に応
じてそれぞれの上限値までの範囲で含有させてもよい成
分である。なお、Ceqは、下記の式で表されるものであ
る。

【０００９】Ceq（％）＝Ｃ+(Mn/6)+｛(Cu+Ni)/15｝+
｛（Cr+Mo+Ｖ)/5｝ (2) 上記(1)に記載の化学組成を持つ連続鋳造スラブを
1000〜1200℃に加熱した後、表面温度が700〜800℃の範
囲で仕上げ圧延し、圧延終了後直ちに鋼板の冷却速度が
５〜30℃／secとなるように、650℃以上の温度域から40
0℃以下まで水冷することを特徴とする耐水素誘起割れ
性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。

【００１０】本発明鋼板は、上記(1)に記載のとおりの
化学組成によって、素材が連続鋳造スラブであっても、
高強度でかつ優れた耐HIC性を有するラインパイプ用と
して好適な鋼板になる。そして、その鋼板は、素材（ス
ラブ）の化学組成とともに、圧延条件および加速冷却条
件を適正に選定した(2)の製造方法によって量産規模で
比較的容易に製造することができる。

【００１１】

【発明の実施の形態】１．本発明鋼板（素材スラブ）の
化学組成について本発明鋼板の化学組成を前記のように決定した理由を各
成分の作用効果と共に説明する。なお、この化学組成
は、前記の本発明の製造方法で使用する素材（連続鋳造
スラブ）の化学組成と同じであるから、ここの説明は連
続鋳造スラブの組成の限定理由にも相当する。以下、成
分含有量についての％は重量％を意味する。

【００１２】Ｃ：0.02〜0.10％Ｃ含有量が0.02％未満では所定の強度が得難く、一方、
0.10％を超えてしまうとPcmが高くなって溶接割れ感受
性が大きくなり、かつ連続鋳造スラブの凝固過程におけ
る包晶反応の影響でスラブ割れが発生しやすくなる。さ
らにスラブの中心部にＣが過度に濃化し偏析帯を形成し
てしまうことによりHICの発生を助長する。以上の理由
でＣ含有量の適正範囲は0.02〜0.10％である。

【００１３】なお、上記のPcmは、下記の式で表される
ものである。

【００１４】Pcm(％)＝Ｃ+(Si/30）+｛（Mn+Cu+Cr)/2
0｝＋(Ni/60）+(Mo/15)+(Ｖ/10)+5Mo Si：0.05〜0.50％ Siは鋼の脱酸剤として働き、また鋼を強化する作用を持
つ。その含有量が0.05％未満では脱酸が不十分となり、
一方、0.50％を超えると溶接熱影響部に島状マルテンサ
イトが多く生成して、鋼の靭性を極度に劣化させる。従
って、Si含有量の適正範囲は0.05〜0.50％である。

【００１５】Mn：0.80〜1.40％ Mnは鋼を強化しかつ強靭化する元素である。しかし、0.
80％未満では本発明が目的とする高強度鋼としての必要
な強度が得られない。一方、Mnの含有量が1.40％を超え
るような過剰になると、連続鋳造スラブの中心偏析が増
大して水素誘起割れが発生し易くなる。従って、Mn含有
量は0.80〜1.40％とした。

【００１６】Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.002％以下これらは、鋼の不可避的不純物であって、できる限り少
ない方が望ましい元素である。Ｐの含有量が0.020％を
超えるとスラブ中の中心偏析度が高まり、局部的な硬度
の上昇が生じる。また、Ｓが0.002％を超えると、鋼に
対して有害な介在物（MnS）が多く生成する。従ってＰ
の含有量を0.020％以下、Ｓの含有量を0.002％以下に制
限する。

【００１７】Mo：0.60を超えて1.50％まで Moはスラブの凝固過程において中心偏析部に濃化し難い
元素である。また鋼板の水冷時において焼き入れ性を向
上させて鋼板の強度を上昇させる。従って、優れた耐HI
C性と高強度を両立させるのに非常に有効な成分であ
る。0.60％以下では本発明が目的とする高強度鋼に必要
な強度が得られない。しかしながら1.50％を超えると、
溶接割れが発生しやすくなり溶接時の作業性を極度に低
下させると共にコストが高くなる。従って、Moの含有量
は0.60％を超えて1.50％までが適正範囲である。

【００１８】Ti：0.005〜0.030％ Tiは鋼の強度を向上させ、スラブの品質も安定させる元
素であるが、0.005％未満ではその効果が十分でない。
一方、Tiを過度に添加すると、溶接熱影響部（HAZ）の
靭性を劣化させるため、Ti含有量の適正範囲は0.005〜
0.030％である。

【００１９】Ｂ：0.0005〜0.0020％Ｂは鋼の焼き入れ性を高める元素であり、本発明が対象
とする高強度鋼においては、母材強度確保のため0.0005
％（５ppm）以上の含有が必要である。しかしながら、
過度の添加は母材靭性およびHAZ靭性を劣化させるた
め、含有量の上限は0.0020％(20ppm）に制限した。

【００２０】Ｎ：0.0060％以下Ｎは鋼中に必然的に含有される元素であるが、できるだ
け少ない方がよい。Ｎの含有量が0.0060％を超えると、
AlＮの生成によるスラブ品質の悪化を招くため上限を0.
0060％に制限した。また、Ｎを低く抑えることによって
溶接熱影響部（HAZ）の靭性が向上する。従って、例え
ば、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上
と言うような、良好なHAZ靭性が要求される場合には、
Ｎの含有量を0.0010％以下に抑えるのが望ましい。

【００２１】本発明の鋼板またはその素材となるスラブ
の一つは、上記の成分の外、残部が実質的にFeからなる
ものである。ただし、その炭素等量(Ceq）は、下記の範
囲になければならない。

【００２２】Ceq：0.42〜0.58％本発明が目標とする性能を備えたラインパイプ用の高強
度鋼を得るには、前記の各元素を上述した範囲内に制限
するだけでは不十分である。そこで、母材強度確保のた
め前記の式で表されるCeq.が0.42％以上となるように前
記に元素の含有量を調節することとした。他方、合金元
素の過度の添加によって、Ceqが大きくなりすぎると母
材靭性およびHAZ靭性を劣化させるため、Ceq.は0.58％
までに止めることとした。

【００２３】本発明の鋼板またはその素材となるスラブ
の他の一つは、前記の成分に加えてさらに以下に述べる
Cu、Ni、Cr、Nb、Ｖ、AlおよびCaの中の１種以上を含有
するものである。それぞれの成分の作用効果と含有量の
限定理由は次のとおりである。

【００２４】なお、これらの成分を含有する場合にもCe
qは0.42〜0.58％の範囲になければならない。

【００２５】Cu：0.50％以下 Cuは鋼を強化する元素であるから必要に応じて添加する
が、過度の添加はCuチェッキングをひきおこすので、添
加する場合でもその含有量は0.50％までとする。なお、
Cuを添加する場合にはCuチェッキングを防止するために
NiをCuの約１／２以上の割合で添加するのが望ましい。

【００２６】Ni：1.50％以下 Niは、鋼板の靭性を高めるので、必要に応じて添加して
もよい。但し、過度の添加はコスト高になるので含有量
は1.50％までに制限した。なお、Niは単独で添加しても
よく、前記のCuと複合添加して、Cuチェッキングの防止
を兼ねさせてもよい。

【００２７】Cr：0.60％以下 Crは鋼を強化する元素であるから必要に応じて添加でき
るが、過度に添加するとコスト高になるだけでなくHAZ
靭性も劣化する。従って、添加する場合でもその含有量
は0.60％までとする。

【００２８】Nb：0.10％以下 Nbは鋼の強度および靭性を向上させる元素である。特
に、オーステナイト未再結晶領域で仕上げ圧延を行い、
オーステナイト粒を細粒化した後、Ar3変態点以上から
急冷するという本発明方法によって鋼板を製造した場
合、Nbは、細粒でかつ均一な組織の強靱な鋼板を得るの
に極めて有効である。従って、要求される鋼板の強度・
靭性バランスに応じて添加するのが望ましい。しかしな
がら、Nbを過度に添加すると、スラブ加熱時に固溶が不
完全になると共に、コスト高になるので、添加する場合
でもその含有量は0.10％までに抑える必要がある。

【００２９】Ｖ：0.10％以下Ｖは、一般にはスラブ加熱時に固溶して鋼を固溶強化す
る作用と、圧延時に低温仕上げを行えば析出効果によっ
て鋼を強化する作用を持つ。しかしながら、過度の添加
はHAZ靱性を低下させるので、Ｖの含有量は固溶強化に
十分な範囲として、0.10％までに制限した。このＶも必
須ではなく、必要に応じて添加することができる成分で
ある。

【００３０】Al：0.10％以下 Alは、脱酸剤として鋼の溶製段階で用いられるが、その
含有量が多すぎると、鋼板中の介在物量が増加し耐HIC
性を低下させる。従って、Al含有量は0.10％以下に制限
する必要がある。脱酸剤として必要最小限度の添加を行
って、残存するAlをできるだけ少なくするのが望まし
く、含有量は不可避不純物の範囲あるいは実質的に０で
あってもよい。

【００３１】Ca：0.0050％以下 Caは、耐HIC鋼においては非常に有害な介在物を形態制
御し、かつ低減させるのに有効な元素である。また、Ca
を添加することによって伸長性のMnSを低減し、鋼自体
の靭性を向上させる効果もある。従って、必要に応じて
添加すればよいが、過剰に添加するとCa系の介在物が増
加すると共にコスト高になる。従って、Caを添加すると
きにもその含有量は0.0050％までとする。

【００３２】（２）製造条件について連続鋳造スラブの加熱：連続鋳造スラブの加熱温度は10
00〜1200℃とする。鋼板の靭性向上のためには加熱温度
は低い方が好ましいが、1000℃未満では所定の強度を得
ることができない場合がある。一方、加熱温度が1200℃
を超えるとオーステナイト粒が粗大化し鋼板の靭性を劣
化させるおそれがある。

【００３３】仕上げ圧延：本発明方法の特徴の一つは、
オーステナイト未再結晶領域で仕上げ圧延を完了し、鋼
板をAr3変態点以上から急冷することにより、細粒組織
の強靱な鋼板を得ることにある。従って、鋼板の水冷開
始温度をAr3変態点以上にする必要があるので、仕上げ
圧延の終了温度を鋼板の表面温度で800〜700℃の範囲に
制限する。表面温度が800℃を超えるようだと製品鋼板
の靭性が低下する。一方、表面温度が700℃よりも低く
なるような圧延では、圧延中にフェライト変態が起きて
均一な組織が得られず耐HIC性が低下してしまう。

【００３４】仕上げ圧延後の水冷：上記仕上げ圧延終了
後、直ちに、即ち、表面温度が650℃以上である鋼板を4
00℃以下の温度域まで冷却速度が５〜30℃/secとなるよ
うに水冷する。水冷停止温度が400℃よりも高温の場
合、細粒組織が得られず所定の強度および靭性が得られ
ない。また、水冷時の鋼板の冷却速度が30℃/secを超え
ると、過度の急冷のために鋼板中の残留応力が増大し、
鋼板の平坦度不良の発生頻度が高くなる。一方、５℃/s
ec未満では冷却速度が低くすぎて鋼板の焼き入れが不十
分となり強度および靭性が悪化する。さらに板厚中心部
の組織制御が不十分で拡散性元素が濃化し易くなり、鋼
板中の硬度分布が不均一になると共に耐HIC性が劣化す
る。なお、冷却速度は、５〜30℃/secの範囲内で鋼板の
化学組成および板厚に応じて決定する必要がある。

【００３５】上記のように400℃以下の温度域まで水冷
した後の冷却方法は任意である。例えば空冷に切り替え
て差し支えない。

【００３６】

【実施例】以下、実施例によって本発明の効果を具体的
に詳細する。この実施例では表１に示す組成の連続鋳造
スラブを使用して、表２に示す圧延および冷却の条件で
20mm厚×2000mm幅×20m長さの鋼板を製造した。得られ
た鋼板の性能を表３に示す。なお、母材靱性は−40℃で
のシャルピー衝撃試験での吸収エネルギー、HAZ靱性
は、溶接した継手からノッチが溶融線の部分になるよう
に採取した試験片による−20℃でのシャルピー衝撃試験
の吸収エネルギーである。溶接は、溶接金属の強度が約
1000MPAになる溶接材料を使用し、表裏面に70度の開先
を切って突き合わせた板を３電極および４電極のSAWで
表裏両面側から行った。入力は表面側で3.9KJ/mm、裏面
側で3.2KJ/mmとした。耐HIC性は、NACE液に96時間浸漬
した後の割れ発生の有無によって評価した。表３中の×
が割れの発生、○が割れの発生なし、を意味する。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】

【表３】

【００４０】表３の試験No.１〜11は、鋼の組成および
製造条件ともに本発明範囲内のものである。ここでは、
鋼板の目標性能として、降伏強度（YP）800MPa以上、引
張強度(TS）900MPa以上、母材靱性200J以上、継手靱性1
00J以上を目標とした。No.１〜11の鋼板はいずれも高い
強度と共に良好な耐HIC性および継手靭性を有している
ことがわかる。

【００４１】試験No.12〜25は鋼板の化学組成が、試験N
o.26〜31は製造条件が、それぞれ本発明で定める範囲を
はずれる比較例である。試験No.12、13、15および16の
ように、鋼板の合金成分のいずれかが本発明で定める範
囲の上限を超える場合には、中心偏析度の悪化と共に耐
HIC性が低下するとともに、母材靭性およびHAZ靭性が劣
化している。逆に、試験No.14、17、24のように合金元
素のいずれかが本発明で定める範囲の下限を下回る場合
や、試験No.17、19、21、23、25のようにCeq.が下限を
下回る場合には、母材強度が目標値に達していない。

【００４２】試験No.13はSiが上限を外れているためHAZ
靭性が目標未達となっている。さらに、No.22、23はC
a、Alが上限を外れている場合である。これらの元素は
鋼中の介在物形態に影響を及ぼす元素であり、過度の添
加により介在物が増加し耐HIC性が低下していることが
分かる。

【００４３】次に圧延条件の影響であるが、No.26に見
られるようにスラブの加熱温度が高すぎる場合には母材
靭性が低下するとともに、冷却速度の低下により中心偏
析度が大きくなり、耐HIC性も低下している。

【００４４】No.27は、逆に加熱温度が低くすぎる例で
あり、強度が目標値に達していない。No.28は、圧延の
仕上げ温度が高すぎるために母材靭性が目標未達であ
る。逆に、No.29のように仕上げ温度が低くすぎる場合
や、No.30のように水冷開始温度が低くすぎると、母材
強度および中心偏析度が劣化し耐HIC性が悪化する。ま
た、No.31のように水冷停止温度が400℃よりも高い場合
には、十分な焼入れ効果が確保できないため、母材強度
および靭性ともに目標値に達していない。

【００４５】なお、表１の鋼ＵはTiの含有量が低すぎる
もの、鋼ａはＮの含有量が多すぎるものである。いずれ
もAINの生成に起因してスラブに割れが発生したため、
圧延を中止したので、試験結果は得られていない。ま
た、試験No.25（表２の条件ト）、は、圧延後の冷却速
度が大きすぎて鋼板に平坦度不良が発生した。即ち、こ
の条件は実用的ではない。

【００４６】

【発明の効果】実施例に示したように、本発明の鋼板は
高い強度および溶接熱影響部の靱性とともに優れた耐HI
C性を有するもので、H2S等の腐食性ガスを含む原油や天
然ガスの輸送用ラインパイプの材料として極めて好適な
ものである。この鋼板は、素材の連続鋳造スラブの化学
組成、圧延条件および圧延終了後の冷却条件を前述のよ
うに定めた本発明方法によって量産規模で製造すること
ができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者濱田昌彦大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内 (72)発明者藤原知哉大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.05〜
0.50％、Mn：0.80〜1.40％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.00
2％以下、Mo：0.60％を超えて1.50％まで、Ti：0.005〜
0.030％、Ｂ：0.0005〜0.0020％、Ｎ：0.006％以下、C
u：0.50％以下、Ni：1.50％以下、Cr：0.60％以下、N
b：0.10％以下、Ｖ：0.10％以下、Al：0.10％以下、C
a：0.0050％以下、残部Feおよび不可避的不純物からな
り、Ceqが0.42〜0.58％である耐水素誘起割れ性に優れ
たラインパイプ用高強度鋼板。
【請求項２】請求項１に記載の化学組成を持つ連続鋳造
スラブを1000〜1200℃に加熱した後、表面温度が700〜8
00℃の範囲で仕上げ圧延し、圧延終了後直ちに鋼板の冷
却速度が５〜30℃／secとなるように、650℃以上の温度
域から400℃以下まで水冷することを特徴とする耐水素
誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方
法。